超高強(qiáng)韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金研究進(jìn)展

鄭明毅,徐 超,喬曉光,孫婉婷,池元清

(哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，黑龍江 哈爾濱 150001)

1 前 言

鎂合金因其密度低、比強(qiáng)度高和比剛度高等優(yōu)點，在航空航天、交通運輸和電子領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景[1]。然而，低強(qiáng)度限制了鎂合金的廣泛應(yīng)用，尤其是在航空航天等高技術(shù)領(lǐng)域。因此，研究人員對鎂合金的強(qiáng)度提出了更高要求，通常要求其力學(xué)性能與2系和7系超高強(qiáng)鋁合金的力學(xué)性能相當(dāng)。與鋁合金相比，鎂合金的時效強(qiáng)化效果較差，這是導(dǎo)致其強(qiáng)度遠(yuǎn)低于鋁合金的一個重要原因[2]。因此，開發(fā)屈服強(qiáng)度大于450 MPa，延伸率大于10%的超高強(qiáng)鎂合金，對推廣鎂合金在高技術(shù)領(lǐng)域的應(yīng)用具有重要意義。

稀土(RE)元素因其特殊的核外電子結(jié)構(gòu)而具有獨特的物理和化學(xué)性質(zhì)，已成為鎂合金中最有效和最具發(fā)展?jié)摿Φ暮辖鸹豙3-8]。稀土元素化學(xué)性質(zhì)活潑，可與鎂合金中的氫、氧、硫等元素相互作用;并可將溶液中的鐵、鈷、鎳、銅等有害金屬夾雜物轉(zhuǎn)化為金屬間化合物，并以該形式除去，最終達(dá)到凈化鎂合金熔體的目的。稀土元素是表面活性元素，能降低液態(tài)鎂合金的表面張力；同時可與鎂元素形成簡單的共晶體系，且結(jié)晶溫度間隔小，因此，添加合適的稀土元素可提高液態(tài)鎂合金的流動性，減少其疏松熱裂傾向，并改善其鑄造性能。稀土元素固溶于鎂基體時，三價稀土離子置換二價鎂離子，增強(qiáng)了合金基體的電子云密度，從而使合金基體產(chǎn)生晶格畸變，原子間結(jié)合力得到增強(qiáng)；此外，稀土元素原子半徑顯著大于鎂元素原子半徑，稀土元素的加入可使鎂基體產(chǎn)生顯著的固溶強(qiáng)化，減慢鎂原子的擴(kuò)散速率，從而提高鎂合金的耐熱性能。含重稀土元素的鎂合金可時效析出高熔點納米第二相，使鎂合金產(chǎn)生顯著的時效強(qiáng)化。稀土元素的加入可弱化變形鎂合金的基面織構(gòu)，使其形成稀土織構(gòu)，并顯著提高鎂合金的成形性能[7]。因此，稀土合金化可改善鎂合金的熔體質(zhì)量、鑄造性能、成形性能、強(qiáng)韌性及耐蝕、耐熱、防燃等綜合性能[3, 4]。

以稀土作為主要合金化元素的稀土鎂合金具有優(yōu)異的性能。鎂與稀土均是我國的優(yōu)勢資源，因此在我國發(fā)展高性能稀土鎂合金具有得天獨厚的優(yōu)勢。相比于鑄造稀土鎂合金，變形稀土鎂合金具有更高的強(qiáng)度和塑性。采用擠壓、軋制和鍛造等常規(guī)塑性變形技術(shù)以及等通道角擠壓(ECAP)、高壓扭轉(zhuǎn)變形(HPT)、累積軋制(ARB)、多向鍛造(MDF)和攪拌摩擦加工(FSP)等新型劇烈塑性變形(SPD)技術(shù)可顯著提高稀土鎂合金的力學(xué)性能，其中，由于Mg-Gd-Y-Zn-Zr系變形鎂合金可獲得接近高強(qiáng)鋁合金的超高強(qiáng)度和塑性，因此近年來受到廣泛關(guān)注。

稀土元素釓(Gd)和釔(Y)在鎂合金中具有最佳的固溶強(qiáng)化和時效強(qiáng)化效果，是超高強(qiáng)稀土鎂合金設(shè)計的首選添加元素。在548 ℃時，Gd在鎂基體中的最大平衡固溶度為23.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，Gd含量為23%的Mg-Gd二元合金過飽和固溶體的硬度值在所有Mg-RE二元合金中最高，具有很好的固溶強(qiáng)化效果[3]。該二元合金中Gd的固溶度隨溫度的降低而迅速下降，200 ℃時，其平衡固溶度急劇下降至3.82%，并產(chǎn)生顯著的時效硬化效應(yīng)，其時效峰值硬度(HB)可達(dá)130以上，為所有二元Mg-RE鎂合金中最高的峰時效硬度值[3]。但Gd元素密度大，且只有在Gd含量大于10%時，Mg-Gd二元合金才能呈現(xiàn)出顯著的時效強(qiáng)化效果[3]，但大量添加Gd元素會導(dǎo)致鎂合金密度顯著增加，使鎂合金的輕量化優(yōu)勢不能充分發(fā)揮出來。Y元素在二元鎂合金中的固溶強(qiáng)化效果最好，具有顯著的時效強(qiáng)化效應(yīng)[3]，同時Y元素的原子半徑和化學(xué)特性與Gd元素相差不大，密度顯著低于Gd元素。

同時添加Gd和Y元素可以降低對方元素在鎂基體中的溶解度，從而使鎂合金析出更多的第二相[3]。Mg-Gd-Y系合金的α-Mg基體棱柱面可時效析出亞穩(wěn)納米β′相，使該合金產(chǎn)生顯著的時效強(qiáng)化效應(yīng)[8]。向Mg-Gd-Y系合金中加入Zr元素可有效細(xì)化該鎂合金晶粒。向Mg-Gd-Y系合金中添加Zn元素可在該合金中析出長周期堆垛有序(LPSO)結(jié)構(gòu)和/或γ′基面析出相，有利于提高其強(qiáng)韌性；此外，Zn在Mg-Gd-Y系合金中的微合金化還可有效促進(jìn)該合金的時效析出[4, 5]。因此，Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金中主要的第二相包括Mg3(Gd,Y)相、Mg24(Gd,Y)5相、Mg5Gd相、β′相、14H型LPSO相、γ′相以及含Zr相等。

2009年，日本長岡技術(shù)科學(xué)大學(xué)鐮土重晴教授課題組采用常規(guī)的鑄造擠壓和時效處理工藝，開發(fā)出時效強(qiáng)化型、含LPSO結(jié)構(gòu)的超高強(qiáng)Mg-10.1Gd-5.7Y-1.6Zn-0.7Zr合金擠壓棒材，該棒材室溫屈服強(qiáng)度可達(dá)473 MPa，抗拉強(qiáng)度可達(dá)542 MPa，延伸率為8.0%[9]。近年來，國內(nèi)上海交通大學(xué)、中南大學(xué)、北京有色金屬研究總院、重慶大學(xué)、中國科學(xué)院長春應(yīng)用化學(xué)研究所、中國科學(xué)院金屬研究所和哈爾濱工業(yè)大學(xué)等單位在高強(qiáng)韌Mg-Gd-Y系變形鎂合金的合金設(shè)計、制備工藝、顯微組織和性能優(yōu)化等方面開展了深入研究，取得了重要的研究進(jìn)展。

本文將綜述哈爾濱工業(yè)大學(xué)等單位近年來在超高強(qiáng)韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金的顯微組織設(shè)計、強(qiáng)韌化機(jī)理，以及批量生產(chǎn)與應(yīng)用方面的研究進(jìn)展。

2 超高強(qiáng)韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金的力學(xué)性能

采用擠壓[9-23]、軋制[23-35]和鍛造[36-38]等常規(guī)塑性變形工藝可顯著提高M(jìn)g-Gd-Y-Zn-Zr合金的力學(xué)性能。表1列舉了部分Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金的拉伸力學(xué)性能測試數(shù)據(jù)。由表1可知，Mg-Gd-Y-Zn-Zr系變形鎂合金均表現(xiàn)出較高的強(qiáng)度和塑性，稀土Gd和Y元素含量、Zn元素含量、變形工藝(變形溫度、應(yīng)變速率和應(yīng)變量等)、均勻化處理工藝和時效處理工藝均對該合金的力學(xué)性能有顯著影響。

Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金在塑性變形過程中發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶(DRX)，使該合金晶粒細(xì)化，還可誘發(fā)第二相動態(tài)析出。熱變形Mg-Gd/Y-Zn系合金通常呈晶粒尺寸雙峰分布的顯微組織特征，由具有強(qiáng)纖維織構(gòu)的未再結(jié)晶粗晶粒和具有隨機(jī)取向的細(xì)小動態(tài)再結(jié)晶(DRXed)晶粒組成[9, 11]；隨后的T5峰時效處理導(dǎo)致該合金析出高密度的亞穩(wěn)納米析出相。提高M(jìn)g-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金的力學(xué)性能，一方面需通過塑性變形控制合金的再結(jié)晶區(qū)比例、晶粒尺寸、織構(gòu)和第二相動態(tài)析出；另一方面需通過熱處理控制析出相的形貌、尺寸、數(shù)密度和分布。

Mg-Gd-Y-Zn-Zr變形鎂合金的強(qiáng)度隨稀土元素含量的增加而增加，當(dāng)稀土元素含量高于12%時，可獲得屈服強(qiáng)度大于450 MPa的超高強(qiáng)鎂合金。當(dāng)稀土元素含量一定時，存在最佳的Zn含量[20, 35]，添加適量Zn元素可在該合金中生成LPSO相，使該合金的強(qiáng)度和塑性增加；但Zn含量過高，則會導(dǎo)致該合金中析出大量的LPSO相，消耗了稀土元素，使該合金的時效強(qiáng)化效果顯著弱化、屈服強(qiáng)度降低和延伸率增加[20, 35]。

單級均勻化處理(510 ℃/8 h)及T5峰時效處理后，Mg-9.7Gd-5.8Y-1.6Zn-0.3Zr擠壓合金的室溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為549 MPa、485 MPa和8.1%[20]。當(dāng)采用兩級均勻化處理(510 ℃/8 h+530 ℃/12 h)后，則可使更多的LPSO相溶入該基體合金中，并顯著提高該擠壓合金的T5峰時效強(qiáng)化效果，使其屈服強(qiáng)度提高至516 MPa,抗拉強(qiáng)度為574 MPa，延伸率為4.4%[20]。

均勻化處理后冷卻速率顯著影響擠壓態(tài)和時效態(tài)Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金的顯微組織和性能[16, 17]。均勻化處理后爐冷導(dǎo)致該合金中生成大量層片狀14H LPSO相，促進(jìn)了該合金的DRX，使得爐冷擠壓(FE)后，該合金具有較高的DRX比例和較弱的基面織構(gòu)；水冷擠壓(QE)后，該合金的未再結(jié)晶區(qū)存在大量細(xì)小高密度的γ′相。FE合金的未再結(jié)晶區(qū)存在大量片狀LPSO相，QE合金中γ′相比FE合金中的片狀LPSO相更為細(xì)小和高密度，γ′相對合金強(qiáng)度的貢獻(xiàn)大于片狀LPSO相，因此QE合金的強(qiáng)度高于FE合金[16]。T5峰時效處理后，F(xiàn)EA(爐冷+擠壓+T5)和QEA(水冷+擠壓+T5)合金的再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)均析出大量納米β′相，且未再結(jié)晶區(qū)β′析出相的數(shù)密度均稍低于再結(jié)晶區(qū)；此外，QEA合金中還具有高密度的納米γ′相和較大體積分?jǐn)?shù)的未再結(jié)晶區(qū)，因此QEA合金的強(qiáng)度高于FEA合金[17]。QEA合金的室溫屈服強(qiáng)度可達(dá)462 MPa，抗拉強(qiáng)度可達(dá)520 MPa，延伸率可達(dá)10.6%；FEA合金的室溫屈服強(qiáng)度為446 MPa，抗拉強(qiáng)度為508 MPa，延伸率為13.1%[17]。研究結(jié)果表明，Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金的第二相中，β′相的強(qiáng)化效果最好，γ′相次之，層片LPSO相最差[17]。

擠壓工藝參數(shù)(擠壓溫度、擠壓比和擠壓速率)顯著影響Mg-Gd-Y-Zn-Zr稀土鎂合金的顯微組織和力學(xué)性能[18]。隨著擠壓溫度升高，Mg-7.5Gd-2.5Y-3.5Zn-0.9Ca-0.4Zr合金的再結(jié)晶區(qū)比例增加、再結(jié)晶晶粒度增加、動態(tài)析出第二相減少和織構(gòu)弱化，導(dǎo)致合金的屈服強(qiáng)度顯著降低和延伸率增加；隨著擠壓比從20降低至10，合金的未再結(jié)晶區(qū)比例減少且再結(jié)晶晶粒細(xì)化，導(dǎo)致該合金強(qiáng)度略增；隨著擠壓速率增加，合金的再結(jié)晶區(qū)比例顯著增加且再結(jié)晶晶粒度增加，導(dǎo)致合金屈服強(qiáng)度降低和延伸率增加。超高強(qiáng)韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金的變形抗力大，因此為提高其力學(xué)性能，通常需采用較低的擠壓溫度和較慢的擠壓速率。

在擠壓出口施加冷卻手段，降低擠壓材的出口溫度，可抑制其DRX晶粒的長大和動態(tài)析出相的粗化，從而使擠壓材的力學(xué)性能得到有效提升。與擠壓模腔出口常規(guī)空冷相比，擠壓模腔出口強(qiáng)制空冷導(dǎo)致Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金的再結(jié)晶區(qū)比例從83%減少至50%，再結(jié)晶晶粒從1.9 μm細(xì)化至1 μm，同時基面織構(gòu)得到強(qiáng)化，經(jīng)T5峰時效處理后合金的室溫屈服強(qiáng)度為466 MPa，抗拉強(qiáng)度為514 MPa，延伸率達(dá)14.5%，具有極好的綜合強(qiáng)韌性，是目前報道的具有最佳綜合強(qiáng)韌性的超高強(qiáng)韌鎂合金[19]。

軋制溫度、道次變形量和累積變形量等軋制參數(shù)顯著影響Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金板材的力學(xué)性能[24-35]。

均勻化處理的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr板材在400 ℃軋制時，隨著終軋變形量從20%增至60%，該板材再結(jié)晶區(qū)比例上升、織構(gòu)強(qiáng)度逐漸降低、屈服強(qiáng)度各向異性逐漸減弱以及塑性顯著提高，但其強(qiáng)度變化不明顯[29]；隨著ARB變形量從60%增至96%，該板材再結(jié)晶區(qū)比例增加，當(dāng)ARB變形量達(dá)到96%時，該板材幾乎發(fā)生了完全的再結(jié)晶，獲得了均勻的顯微組織，且基面織構(gòu)顯著弱化，板材的強(qiáng)度、延伸率及屈服各向異性均隨著ARB變形量的增加而顯著提高[27]。采用90%以上的大累積變形量和50%以上的終軋道次變形量軋制，以及后續(xù)時效處理，可獲得含細(xì)小彌散強(qiáng)化相的均勻細(xì)小顯微組織，制備出超高強(qiáng)Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金板材[24]。

在400 ℃下進(jìn)行96%累積變形量軋制獲得的Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金板材，在200 ℃進(jìn)行28 h的T5峰時效處理后，該板材的晶粒尺寸呈雙峰分布特征，在其形變晶粒內(nèi)部析出LPSO相、DRX晶粒內(nèi)部析出大量的納米β′相，該板材的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度可分別達(dá)到426和517 MPa，延伸率為4.5%[25]。

對擠壓態(tài)Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金板材在不同溫度下進(jìn)行終軋變形，隨著終軋溫度的增加，該板材的再結(jié)晶區(qū)比例增加。終軋溫度為300 ℃時，該板材主要由含高密度位錯的強(qiáng)基面織構(gòu)形變晶粒組成；終軋溫度提高到400 ℃時，該板材為完全再結(jié)晶組織，基面織構(gòu)強(qiáng)度降低。300 ℃終軋后，該板材的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為320和416 MPa，延伸率為5.3%；400 ℃終軋后，該板材的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別降至266和363 MPa，延伸率提高至11.9%，且屈服各向異性得到顯著改善[31]。擠壓態(tài)Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金在350 ℃終軋以及在200 ℃經(jīng)T5峰時效處理后，該板材的平均晶粒尺寸為約為7.8 μm，晶粒內(nèi)部析出細(xì)小片層狀14H LPSO相，棱柱面上析出高密度β′納米析出相，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為416和505 MPa，斷裂延伸率為12.8%[34]，并且該板材延伸率顯著高于以均勻化處理的鑄態(tài)合金為軋制坯料的板材，同時獲得了高強(qiáng)度和良好塑性，這表明，為同時提高軋制板材的強(qiáng)度和塑性，軋制坯料應(yīng)選擇擠壓態(tài)合金。

鍛造溫度、鍛造變形量和鍛造應(yīng)變速率等鍛造參數(shù)顯著影響Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金的力學(xué)性能。熱鍛Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的力學(xué)性能通常低于其擠壓和軋制合金[36-38]。擠壓態(tài)Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的鍛造成形性能顯著優(yōu)于均勻化處理的鑄態(tài)Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金，其可在更低溫度下鍛造，從而獲得更高的強(qiáng)度[38]。擠壓態(tài)Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金經(jīng)380 ℃一次鍛造變形后，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到288和373 MPa，延伸率為24.8%；進(jìn)一步將其進(jìn)行T5峰時效處理后，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別增至358和440 MPa，延伸率為11.5%[38]。采用MDF技術(shù)對合金在不同方向進(jìn)行連續(xù)鍛造變形，可累積大塑性變形，并達(dá)到細(xì)化合金晶粒、改善合金性能的目的。與恒溫MDF相比，降溫MDF可顯著細(xì)化合金顯微組織，提高合金力學(xué)性能[38]。隨著MDF道次的增加，合金在鍛造過程中析出的Mg5(Gd,Y,Zn)相的數(shù)量增加，從而使其基體中的稀土含量顯著降低，導(dǎo)致MDF合金的時效強(qiáng)化效應(yīng)明顯降低。擠壓態(tài)Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金經(jīng)6道次降溫MDF(420 ℃/1P+380 ℃/3P+340 ℃/2P)和T5峰時效處理后，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別可達(dá)417和434 MPa，延伸率為12.9%[38]。

3 超高強(qiáng)韌Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr變形鎂合金的多尺度非均質(zhì)組織強(qiáng)韌化

擠壓出口強(qiáng)制空冷的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr鎂合金在T5峰時效態(tài)下的超高強(qiáng)韌性與其多尺度非均質(zhì)結(jié)構(gòu)相關(guān)[19]。圖1為T5峰時效態(tài)超高強(qiáng)韌Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金的顯微組織[19]。如圖1a和1b所示，T5峰時效處理后的超高強(qiáng)韌Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金呈晶粒尺寸雙峰分布的顯微組織特征，由納米β-Mg5RE顆粒釘扎的DRXed晶粒和具有強(qiáng)基面織構(gòu)的粗大未再結(jié)晶變形晶粒組成，未再結(jié)晶粗晶粒和DRXed晶粒沿擠壓方向呈層狀分布，未再結(jié)晶區(qū)中還存在拉長的塊狀LPSO相。如圖1c～1f所示，該合金在DRXed晶粒和未再結(jié)晶變形晶粒中均存在大量高密度的基面γ′納米片狀析出相和棱柱面β′納米析出相。值得注意的是，這些基面γ′納米片狀析出相和棱柱面β′納米析出相可形成近連續(xù)的納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。

超高強(qiáng)韌Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓鎂合金的強(qiáng)韌性主要與其由高密度的基面γ′納米片狀析出相和棱柱面β′納米析出相形成的近連續(xù)納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，以及其由弱織構(gòu)DRXed區(qū)和強(qiáng)基面織構(gòu)粗大未再結(jié)晶變形晶粒組成的層狀結(jié)構(gòu)有關(guān)。

平行于棱柱面析出的納米β′相是Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金主要的時效強(qiáng)化相，其可顯著阻礙該合金基面的位錯滑移[9, 17]；該合金擠壓過程中析出的平行基面的納米片狀γ′相可阻礙位錯滑移[39]。這種由β′相和γ′相形成的近連續(xù)納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，可有效阻礙鎂合金中的位錯滑移，是鎂合金最有效的強(qiáng)化結(jié)構(gòu)之一[2]。鎂合金拉伸變形過程中，納米β′相在基體合金的界面處形成微裂紋，但微裂紋附近的納米片狀γ′相可通過發(fā)生扭折變形有效抑制該微裂紋的擴(kuò)展，從而提高鎂合金的塑性[19]。

由弱織構(gòu)DRXed區(qū)“軟”層和強(qiáng)基面織構(gòu)粗大未再結(jié)晶變形晶?！坝病睂咏M成的“軟-硬”復(fù)合層片微結(jié)構(gòu)對Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金強(qiáng)韌性的提高有重要作用。具有較強(qiáng)纖維織構(gòu)的粗大未再結(jié)晶變形晶粒對該合金起強(qiáng)化作用，而隨機(jī)取向的DRXed晶粒改善了該合金的延展性。“軟”層片和“硬”層片的塑性變形不協(xié)調(diào)，導(dǎo)致幾何必需位錯塞積在“軟-硬”層片界面，使該合金產(chǎn)生非均質(zhì)結(jié)構(gòu)誘發(fā)背應(yīng)力強(qiáng)化[40, 41]。

圖1 T5峰時效態(tài)Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金的顯微組織[19]：(a)垂直擠壓方向的SEM照片，(b)垂直擠壓方向的反極圖,(c)未再結(jié)晶變形區(qū)的STEM照片,(d)圖1c中C區(qū)的原子分辨率照片，(e，f)不同取向的再結(jié)晶晶粒中時效析出相的STEM照片F(xiàn)ig.1 Microstructure of the T5 peak-aged Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr extruded alloy[19]: (a) SEM image of the transverse sections, (b) IPF image of the transverse sections, (c) STEM image of the unrecrystallized grains, (d) atomic resolution image of region C marked in Fig.1c, (e, f) STEM images of the DRXed grains with different orientation

數(shù)字圖像相關(guān)(DIC)分析表明[19]，合金在原位SEM拉伸變形過程中，基滑移斯密特(Schmid)因子高的DRXed晶粒優(yōu)先發(fā)生塑性變形，隨著塑性變形量的增加，應(yīng)變從細(xì)小再結(jié)晶區(qū)傳遞至粗大未再結(jié)晶區(qū)，因此合金中具有強(qiáng)基面織構(gòu)的粗大未再結(jié)晶區(qū)在拉伸變形過程中承受更高的應(yīng)力。圖2為T5峰時效態(tài)超高強(qiáng)韌Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金在拉伸變形前后的準(zhǔn)原位電子背散射衍射(EBSD)分析得到的反極圖(IPF)和取向波動(KAM)圖[19]。該合金在拉伸變形過程中，DRXed晶粒先發(fā)生基面位錯滑移，而未再結(jié)晶變形區(qū)的主要塑性變形機(jī)制為棱柱面位錯滑移。粗大未再結(jié)晶晶?？赏ㄟ^再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)之間的應(yīng)變傳遞抑制應(yīng)變局域化，從而改善該合金的塑性。

4 攪拌摩擦加工Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的高應(yīng)變速率超塑性

FSP是基于攪拌摩擦焊(FSW)技術(shù)所發(fā)展的一種新型熱加工技術(shù)[42-45]，通過攪拌頭的高速旋轉(zhuǎn)和移動，向材料內(nèi)部引入摩擦熱并使其產(chǎn)生劇烈的塑性變形，同時，F(xiàn)SP能使材料發(fā)生DRX，并達(dá)到細(xì)化晶粒和第二相、均勻組織的作用，從而提高材料的性能。

圖3為Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr合金(6 mm厚板)經(jīng)單程FSP(工具轉(zhuǎn)速為800 round/min，加工行進(jìn)速度為100 mm/min)處理后的顯微組織照片[45]。該合金呈現(xiàn)均勻的細(xì)晶組織，其晶粒尺寸約為3 μm，細(xì)晶晶界主要為大角度晶界，晶粒內(nèi)部析出長度為50～100 nm的LPSO相。在FSP高溫和劇烈塑性變形的共同作用下，該鑄態(tài)合金中的共晶相β-Mg5(Gd,Y)發(fā)生溶解，且溶質(zhì)原子在該鎂基體中分布均勻，致使合金在FSP變形的冷卻過程中，α-Mg晶粒內(nèi)部析出LPSO相。

圖2 T5峰時效態(tài)Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金準(zhǔn)原位電子背散射衍射拉伸測試結(jié)果(上：反極圖，下：取向波動圖)[19]:(a)拉伸變形前，(b)拉伸應(yīng)變?yōu)椤?%，(c)拉伸應(yīng)變?yōu)椤?%，(d)拉伸應(yīng)變?yōu)椤?0%，(e)拉伸應(yīng)變?yōu)椤?4%Fig.2 Quasi in-situ EBSD analysis of the T5 peak-aged Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr extruded alloy(up: IPFs， down: KAM images)[19]: (a) before tensile test, (b) tensile strain of ～2%, (c) tensile strain of ～6%, (d) tensile strain of ～10% (e) tensile strain of ～14%

圖3 攪拌摩擦加工Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr合金的顯微組織[45]：(a)光學(xué)照片，(b)TEM照片，(c)EBSD IPF照片，(d)晶粒取向差分布圖Fig.3 Microstructure of the Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr alloy after FSP[45]: (a) optical image, (b) TEM image; (c) EBSD IPF image, (d) boundary misorientation distribution

經(jīng)FSP處理的細(xì)晶Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr合金在較寬溫度范圍內(nèi)(350～500 ℃)表現(xiàn)出大于800%的高應(yīng)變率超塑性(HSRSP)。該合金在425 ℃和3×10-2s-1的高應(yīng)變率下可達(dá)到3570%的最大超塑性，獲得極佳的高應(yīng)變速率超塑性[45]。與大多數(shù)超塑性鎂合金相比，經(jīng)FSP處理的Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr合金的晶粒尺寸相對較大，但其超塑性值明顯高于目前已報道的鎂合金[46]。該合金優(yōu)異的超塑性是其熱穩(wěn)定的微觀結(jié)構(gòu)和良好的變形協(xié)調(diào)性共同作用的結(jié)果。圖4顯示了經(jīng)FSP處理的Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr合金在應(yīng)變速率為3×10-2s-1、不同溫度下拉伸變形至斷裂的拉伸試樣的宏觀照片[45]。該合金拉伸變形試樣表現(xiàn)出超塑性變形特征，并在相當(dāng)范圍內(nèi)呈現(xiàn)出均勻塑性變形。

圖4 經(jīng)攪拌摩擦加工的Mg-9Gd-4Y-1.2Zn-0.4Zr合金在應(yīng)變速率為3×10-2 s-1、不同溫度下拉伸變形至斷裂的拉伸試樣的宏觀照片[45]Fig.4 Tensile specimens image of FSPed Mg-9Gd-4-Y-1.2Zn-0.4Zr alloy pulled to failure at a strain rate of 3×10-2 s-1 at different temperatures[45]

5 納米晶Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的溶質(zhì)晶界偏聚強(qiáng)化

晶粒細(xì)化對鎂合金的強(qiáng)化作用遠(yuǎn)大于對鋁合金的強(qiáng)化作用。如前文所述，經(jīng)常規(guī)擠壓變形和T5時效處理的微米級Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金具有超高強(qiáng)韌性，如能將其晶粒進(jìn)一步細(xì)化至納米量級，細(xì)晶強(qiáng)化作用可使該合金的強(qiáng)韌性得到進(jìn)一步提高。

HPT是一種典型的SPD變形工藝，在試樣的高度方向上施加壓力的同時，在其橫截面上施加一扭矩，使材料在軸向壓縮和切向剪切的共同作用下，獲得均勻的納米晶顯微組織。與其它SPD變形工藝相比，HPT可在室溫下使難變形材料產(chǎn)生劇烈塑性變形，并使材料晶粒細(xì)化效果得到顯著提升，從而可方便快捷制備塊體納米材料[47]。哈爾濱工業(yè)大學(xué)采用HPT工藝制備了塊體納米Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金[48-53]。

將均勻化處理的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金圓片(直徑為10.0 mm,厚度為0.85 mm)在室溫下進(jìn)行HPT處理，HPT過程中對該合金施加的壓力為6.0 GPa，扭轉(zhuǎn)轉(zhuǎn)速為1 round/min，扭轉(zhuǎn)圈數(shù)為10圈[48]，HPT處理后該合金的顯微硬度值約為126 HV。圖5為經(jīng)HPT處理的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金在不同溫度下的時效硬化曲線[48]，該合金在120 ℃下時效處理12 h達(dá)到約145 HV的峰時效硬度值，其峰時效溫度和達(dá)到峰時效所需時間均遠(yuǎn)低于常規(guī)熱變形微米級Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr稀土鎂合金[19]。對含納米β′析出相的T6峰時效態(tài)Mg-8.2Gd-3.2Y-1.0Zn-0.4Zr合金進(jìn)行HPT，然后再進(jìn)行T5峰時效處理(T6+HPT+T5)，合金的硬度值可達(dá)156 HV，顯著高于目前已有文獻(xiàn)報道的變形鎂合金的硬度值[49]。

圖5 經(jīng)高壓扭轉(zhuǎn)變形處理的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金在不同溫度下的時效硬化曲線[48]Fig.5 Age-hardening curves of the HPT deformed Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr alloy at different temperatures[48]

經(jīng)HPT處理的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金的平均晶粒尺寸為約為48 nm，且合金元素分布均勻。圖6a～6c為經(jīng)HPT處理的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金在120 ℃時效處理12 h后的TEM照片[48]。從高角環(huán)形暗場掃描透射電鏡(HAADF-STEM)照片(圖6d和6e)和元素面掃照片(圖6f～6j)可看出，該峰時效合金中存在顯著的溶質(zhì)原子晶界偏聚。與常規(guī)微米級稀土鎂合金相比，經(jīng)HPT處理的納米晶Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr稀土鎂合金存在獨特的時效析出行為和時效強(qiáng)化機(jī)制。常規(guī)微米級Mg-Gd-Y-Zn-Zr稀土鎂合金在峰時效階段的析出相主要為β′亞穩(wěn)相[19]；而經(jīng)HPT處理的納米晶Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr稀土鎂合金在峰時效階段，大量溶質(zhì)原子(Gd，Y，Zn)偏聚于納米晶界，并未觀察到任何析出相，而在過時效階段，該納米晶稀土鎂合金在晶界處析出β穩(wěn)定相，并未出現(xiàn)β′亞穩(wěn)相。

圖6 高壓扭轉(zhuǎn)變形Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金T5峰時效態(tài)(120 ℃/12 h)的顯微組織[48]：(a)TEM明場照片以及對應(yīng)的選區(qū)電子衍射花樣；(b)TEM暗場照片；(c)高倍TEM明場照片；(d)高角環(huán)形暗場掃描透射電鏡照片；(e)圖6d中A處的原子分辨率高角環(huán)形暗場掃描透射電鏡照片和對應(yīng)的快速傅里葉變換自對準(zhǔn)雙重成像技術(shù)照片；(f～j)圖6e矩形框內(nèi)的Mg，Gd，Y，Zn和Zr元素面掃照片F(xiàn)ig.6 Microstructure of the HPT-processed Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr alloy aged at 120 ℃ for 12 h[48]: (a) TEM bright-field image and corresponding SAED pattern; (b) TEM dark-field image; (c) high magnification TEM bright-field image; (d) HAADF-STEM image; (e) atomic-resolution HAADF-STEM image of region A marked in Fig.6d and corresponding Fast Fourier transform image; (f～j) elemental mappings (Mg, Gd, Y, Zn and Zr) of red rectangular region marked in Fig.6e

HPT可向合金中引入非平衡晶界、高密度位錯和空位等缺陷，同時促進(jìn)溶質(zhì)擴(kuò)散；RE和Zn等溶質(zhì)原子尺寸與Mg原子尺寸差異大，因此Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金晶界溶質(zhì)偏聚的驅(qū)動力大，導(dǎo)致該合金時效過程中大量溶質(zhì)原子偏聚于晶界。常規(guī)微米級Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金的時效強(qiáng)化機(jī)制為亞穩(wěn)β′納米析出相強(qiáng)化，而納米晶Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr合金的主要時效強(qiáng)化機(jī)制為溶質(zhì)晶界偏聚強(qiáng)化?；诤辖鹬腥苜|(zhì)偏聚使位錯運動所需做功增加這一理論，Sun等[48]提出了晶界溶質(zhì)偏聚強(qiáng)化模型，溶質(zhì)晶界偏聚為合金提供了～20%的硬度貢獻(xiàn)。納米晶產(chǎn)生的細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、溶質(zhì)晶界偏聚強(qiáng)化和位錯強(qiáng)化使得峰時效納米晶Mg-8Gd-4Y-1Zn-0.4Zr稀土鎂合金獲得了極高的硬度值，其中細(xì)晶強(qiáng)化和溶質(zhì)晶界偏聚強(qiáng)化在該合金中引起的強(qiáng)化效果最為顯著[19]，這表明在納米晶稀土鎂合金中，除常規(guī)強(qiáng)化機(jī)制外，可利用溶質(zhì)偏聚/團(tuán)簇進(jìn)一步提高其強(qiáng)度和塑性，這對超高強(qiáng)韌稀土鎂合金的開發(fā)具有重要意義。

6 超高強(qiáng)韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金的批量生產(chǎn)與應(yīng)用

為推廣超高強(qiáng)韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金的應(yīng)用，需開發(fā)該合金的大規(guī)格鑄錠、擠壓材和鍛件的規(guī)模化生產(chǎn)技術(shù)。哈爾濱工業(yè)大學(xué)等單位近年來在超高強(qiáng)韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金的批量生產(chǎn)和應(yīng)用方面取得了較大的研究進(jìn)展。

6.1 鑄錠的半連續(xù)鑄造

哈爾濱工業(yè)大學(xué)、東北輕合金有限公司和岳陽宇航新材料有限公司進(jìn)行合作，解決了高稀土含量鎂合金大尺寸半連續(xù)鑄錠殘余應(yīng)力大而導(dǎo)致合金熱裂和冷裂傾向性大的技術(shù)難題，開發(fā)了具有自主知識產(chǎn)權(quán)的超高強(qiáng)韌稀土鎂合金大尺寸鑄錠的半連續(xù)鑄造技術(shù)[54]。該技術(shù)通過優(yōu)化結(jié)晶器設(shè)計，控制澆注溫度、冷卻速率和鑄造速率等半連鑄工藝參數(shù)，采用半連續(xù)鑄造技術(shù)，可制備直徑最大為520 mm、長度達(dá)4000 mm的無偏析且成分均勻的Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金大規(guī)格鑄錠。圖7為半連續(xù)鑄造設(shè)備和不同尺寸的半連鑄Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金大規(guī)格鑄錠。

6.2 棒材、板材、型材和管材的擠壓

采用擠壓壓力最高達(dá)10 000 t的不同噸位擠壓機(jī)，可將大規(guī)格半連鑄坯料擠壓成航空航天用棒材、板材、型材和管材。圖8為直徑分別為180和215 mm的Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金擠壓棒材。圖9為橫截面積為22*11 cm2的Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金擠壓板材。圖10為Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金擠壓T型材和L型材。

圖7 半連續(xù)鑄造設(shè)備(a),不同尺寸的大規(guī)格Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金半連鑄鑄錠(b～d)Fig.7 Semi-continuous casting apparatus (a)， semi-continuous cast Mg-Gd-Y-Zn-Zr billets with different sizes (b～d)

圖8 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金擠壓棒材：(a)直徑180 mm，(b)直徑215 mmFig.8 Mg-Gd-Y-Zn-Zr extrusion rods with diameters of 180 mm (a) and 215 mm (b)

圖9 橫截面積為22*11 cm2的Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金擠壓板材Fig.9 Mg-Gd-Y-Zn-Zr extrusion plates with cross-sectional area of 22*11 cm2

哈爾濱工業(yè)大學(xué)通過反擠壓成功擠壓了Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金薄壁無縫圓管，采用分流模擠壓成功擠壓了Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金薄壁圓管和薄壁矩形管材，這些管材均可應(yīng)用于航空航天構(gòu)件。

圖10 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金擠壓型材：(a)T型材，(b)L型材Fig.10 Mg-Gd-Y-Zn-Zr extrusion T (a) and L (b) shaped profiles

6.3 航空航天構(gòu)件的鍛造

Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金具有優(yōu)良的鍛造成形性能，可用于精密鍛造航空航天構(gòu)件。圖11為Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金航空鍛件。

圖11 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金航空鍛件Fig.11 Forging component of Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy for aerospace application

7 結(jié) 語

(1)采用常規(guī)熱變形工藝(擠壓、軋制和鍛造)和人工時效處理，通過合金成分和顯微組織控制，可開發(fā)出屈服強(qiáng)度大于450 MPa的超高強(qiáng)韌Mg-Gd-Y-Zn-Zr稀土變形鎂合金。超高強(qiáng)韌鎂合金的超高強(qiáng)韌性與其多尺度非均質(zhì)組織有關(guān)。T5峰時效態(tài)的Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金由納米β-Mg5RE顆粒釘扎的弱織構(gòu)DRXed區(qū)和具有強(qiáng)基面織構(gòu)的粗大未再結(jié)晶變形晶粒組成的層狀結(jié)構(gòu)以及高密度的基面納米片狀γ′相和棱柱面β′析出相形成的近連續(xù)納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)組成，其拉伸屈服強(qiáng)度為466 MPa，抗拉強(qiáng)度為514 MPa，斷裂延伸率為14.5%。這是目前報道的采用常規(guī)熱變形工藝開發(fā)的具有最佳綜合超高強(qiáng)韌性的鎂合金。

(2)多尺度非均質(zhì)結(jié)構(gòu)對提高稀土鎂合金的強(qiáng)韌性有重要作用。由β′相和γ′相形成的近連續(xù)納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，可有效阻礙鎂合金中的位錯滑移，是時效態(tài)Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr變形鎂合金最有效的強(qiáng)化結(jié)構(gòu)之一；這種網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)還可有效抑制微裂紋擴(kuò)展，提高合金的塑性。由弱織構(gòu)DRXed區(qū)“軟”層和強(qiáng)基面織構(gòu)粗大未再結(jié)晶變形晶?！坝病睂咏M成的“軟-硬”復(fù)合層片微結(jié)構(gòu)對Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr擠壓合金強(qiáng)韌性的提高有重要作用。合金中“軟”層片和“硬”層片的塑性變形不協(xié)調(diào)，導(dǎo)致其幾何必需位錯塞積于“軟-硬”層片界面，產(chǎn)生非均質(zhì)結(jié)構(gòu)誘發(fā)強(qiáng)化；粗大未再結(jié)晶晶?？赏ㄟ^再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)之間的應(yīng)變傳遞抑制應(yīng)變局域化，有利于改善合金的塑性。

(3)與常規(guī)微米級稀土鎂合金不同，經(jīng)HPT處理的納米晶Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr稀土鎂合金具有獨特的時效析出行為和時效強(qiáng)化機(jī)制。HPT納米晶Mg-8.2Gd-3.8Y-1Zn-0.4Zr稀土合金在峰時效階段未生成析出相，其時效強(qiáng)化源于溶質(zhì)原子晶界偏聚。深入研究鎂合金中的偏聚/團(tuán)簇形成機(jī)理及其強(qiáng)化機(jī)制，利用晶界偏聚工程，進(jìn)一步提高鎂合金的強(qiáng)度和塑性，對超高強(qiáng)韌鎂合金的開發(fā)具有重要意義。

(4)為開發(fā)屈服強(qiáng)度大于600 MPa的低稀土含量低成本Mg-Gd-Y系超高強(qiáng)韌稀土變形鎂合金，應(yīng)進(jìn)一步優(yōu)化主合金元素和微合金元素的成分設(shè)計、制備工藝和熱處理工藝，尋找高效的強(qiáng)韌化相、新型強(qiáng)韌化機(jī)制和強(qiáng)韌化結(jié)構(gòu)，充分發(fā)揮鎂合金的析出強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、晶界偏聚強(qiáng)化、扭折帶強(qiáng)韌化和非均質(zhì)結(jié)構(gòu)強(qiáng)韌化潛力。

(5)為推廣Mg-Gd-Y系變形鎂合金的應(yīng)用，需進(jìn)一步研究該合金的斷裂韌性、疲勞、蠕變、腐蝕等性能，從而提高該合金的綜合性能。

(6)雖然Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金大規(guī)格變形材已獲得部分應(yīng)用，但該合金存在變形抗力大、對變形加工設(shè)備要求高、變形工藝窗口較窄以及變形材組織和性能不均勻等問題，導(dǎo)致該合金的性能潛力并未完全發(fā)揮出來。為滿足航空航天等高技術(shù)領(lǐng)域?qū)g-Gd-Y-Zn-Zr合金大規(guī)格復(fù)雜變形材的需求，需進(jìn)一步開發(fā)大規(guī)格復(fù)雜擠壓型材、精密鍛件和軋制板材的生產(chǎn)制造技術(shù)，精確控制變形溫度場和應(yīng)力場，以充分發(fā)揮鎂合金的性能潛力。